Wärmebehandlung des Stahls - Europa-Lehrmittel

Wärmebehandlung des Stahls - 10. Auflage, Europa-Nr. 13039 

Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 

Wärmebehandlung 

des Stahls 

10., aktualisierte und erweiterte Auflage, Europa-Nr. 13039 

Lösungen zur Aufgabensammlung 

Prof. Dr.-Ing. Volker Läpple, Schorndorf 

VERLAG EUROPA LEHRMITTEL � Nourney, Vollmer GmbH & Co. KG 

Düsselberger Straße 23 � 42781 Haan-Gruiten 

Europa-Nr. 13039 

Bibliothek des technischen Wissens 

1



Inhaltsverzeichnis 

1 Grundlagen der Metallkunde 

Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 1 ................................................................. 3 

2 Eisenwerkstoffe 


3 Stahlnormung 

Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 3.................................................................. 9 

4 Einführung in die Wärmebehandlung der Stähle 


5 Glühen 


6 Härten 


7 Anlassen und Vergüten 


8 Verfahren des Oberflächenhärtens 


9 Verhaltensregeln und Vorsichtsmaßnahmen zum Schutz der Gesundheit 


10 Wärmebehandlungsangaben in Technischen Zeichnungen 

Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 10................................................................ 33 

2



Lösungen zu Kapitel 1 

Lösung zu Aufgabe 1.1 

a) Atommodell nach Demokrit (um 400 v. Chr.): 

� Materie ist nicht beliebig teilbar. 

� Die Teilung von Materie führt zu nicht mehr zerlegbaren Urbestandteilen (Atome). 

� Zwischen den Atomen herrscht leerer Raum. 

b) Atommodell nach Dalton (1808): 

� Materie besteht aus sehr kleinen Atomen. Die Atome können weder zerlegt noch erschaffen werden. 

� Jedes chemische Element besteht aus einer Atomart. Die verschiedenen Atomsorten unterscheiden sich durch 

Größe und Masse voneinander. 

� Bei der Verbindungsbildung vereinigen sich die Atome der Elemente in einem bestimmten Zahlenverhältnis. 

c) Atommodell nach Thomson (1897): 

Atome sind gleichmäßig mit positiver Ladung ausgefüllte Kugeln, in welche die kleinen, negativ geladenen Elektronen 

eingebettet sind („kompakter“ Atombau). 

d) Atommodell nach Rutherford (1911): 

� Atome bestehen aus einem positiv geladenen, sehr kleinen Atomkern und einer negativ geladenen Atomhülle. 

� Die Atomhülle ist relativ zum Kern räumlich ausgedehnt und enthält die fast masselosen Elektronen („Kern-Hülle- 

Modell“). 


a) Elektronengasmodell: Positiv geladene Metall-Kationen sind von einem negativen Elektronengas (freie Valenzelektronen) 

umgeben. Der Zusammenhalt erfolgt durch die gegensätzlichen elektrostatischen Anziehungskräfte zwischen 

Elektronengas und Metall-Kationen. Da die anziehenden und abstoßenden Kräfte allseits gerichtet sind, kommt es zur 

Ausbildung eines Kristallgitters. Skizze siehe Lehrbuch, Seite 14, Bild 1.4. 

b) Die abstoßenden Kräfte zwischen den positiv geladenen Metall-Kationen sowie die Anziehungskräfte zwischen den 

negativ geladenen Elektronen des Elektronengases und den positiv geladenen Metall-Kationen sind nach allen Richtungen 

gleich groß. Damit folgt zwangsläufig eine regelmäßige Anordnung der Metall-Kationen und damit die Bildung eines 

Kristallgitters. 


a) Elementarzelle: Kleinstes geometrisches Raumelement, durch dessen Verschiebung um seine eigenen Kantenlängen 

man sich das Kristallgitter aufgebaut denken kann. 

Gitterparameter: Abstände der Atommitten in einem Kristallgitter. 

b) � Kubisch-raumzentriertes Kristallgitter: Die Metall-Ionen sind an den Ecken eines Würfels angeordnet. Zusätzlich 

ist auch die Würfelmitte mit einem Metall-Ion besetzt. Siehe Lehrbuch, Seite 16, Bild 1.8. 

� Kubisch-flächenzentriertes Kristallgitter: Die Metall-Ionen sind an den Ecken eines Würfels angeordnet. Zusätzlich 

sind auch die Mitten der Würfelflächen mit Atomen besetzt. Die Raummitte des Würfels enthält keine Metall-Ionen. 

Siehe Lehrbuch, Seite 17, Bild 1.3. 

� Hexagonales Gitter dichtester Packung: Die Metall-Ionen bilden eine regelmäßige sechseckige Säule. Zwischen 

der Grund- und Deckfläche befindet sich eine Atomlage „auf Lücke“. Siehe Lehrbuch, Seite 18, Bild 1.10. 

c) krz-Gitter: �-Eisen (�-Fe); Chrom (Cr) 

kfz-Gitter: Aluminium (Al); Nickel (Ni) 

hdP-Gitter: Magnesium (Mg); Zink (Zn) 

3




a) Packungsdichte: Von Materie ausgefülltes Volumen einer Elementarzelle. 

Koordinationszahl: Anzahl der Nachbarn eines Atoms in einem Kristallgitter mit gleichem, kleinstem Abstand. 

b) 

krz hdP 1) 

Volumen eines Atoms VA 

4 

�� R 

3 

3 

4 

�� R 

3 

Anzahl n der Atome je Elementarzelle 1 + 8 � 1/8 = 2 8 � 1/8 + 6 � 1/2 = 4 2) 

Zusammenhang zwischen Gitterkonstante a der 

Elementarzelle und Atomradius R 

Packungsdichte 

n �V 

P � A 

3 

a 

2 

3 � a � 

�4�R� 4 � R 

� a � 

3 

2 

4 3 

2 � �� 

�R 

P � 3 

3 

� 4 �R 

� 

� � 

� � 

� 3 � 

� 0, 

68 � 68 % 

2 

2 � a � 

3 

�4�R� 4 � R 

� a � 

2 

2 

4 3 

4 � �� 

� R 

P � 3 

3 

� 4 �R 

� 

� � 

� � 

� 2 � 

� 0, 

74 � 74 % 

1) 

Das kfz-Gitter und das hdP-Gitter unterscheiden sich nur hinsichtlich der Stapelfolge der Gitterebenen. Die Packungsdichten sind daher identisch (siehe 

auch Lösung zu Aufgabenteil c). Da sich die Packungsdichte des kfz-Gitters jedoch wesentlich einfacher ermitteln lässt, wird die Berechnung des Zahlenswertes 

für die Packungsdichte daher am Beispiel des kfz-Gitters durchgeführt. 

2) 

Gültig für das kfz-Gitter. 

3) 

Die Gitteratome bzw. Metall-Ionen berühren sich über die Raumdiagonale des Kristallgitters. 

4) 

Die Gitteratome bzw. Metall-Ionen berühren sich über die Flächendiagonale des Kristallgitters. 

c) Das kfz-Gitter und das hdP-Gitter unterscheiden sich nur hinsichtlich der Stapelfolge der Gitterebenen. Die Packungsdichte 

bleibt daher unverändert. 


a) In der Schmelze befinden sich die Metallatome und die freien Elektronen in ungeordneter Bewegung. Wird mit sinkender 

Temperatur der Erstarrungspunkt erreicht, dann werden die chemischen Bindungskräfte wirksam. Ausgehend 

von Kristallisationskeimen (z. B. Fremd- bzw. Legierungsatome) bzw. Grenzflächen (z. B. Gefäßwand) beginnt das 

Kristallgitterwachstum. Die Gitterbereiche wachsen hierbei unabhängig voneinander, bis die gesamte Schmelze aufgebraucht 

(erstarrt) ist. Da die Keimbildung und das Kristallwachstum an mehreren Stellen gleichzeitig stattfindet, liegen 

nach der Erstarrung eine Vielzahl voneinander abgegrenzter Kristallbereiche vor. Auf diese Weise bilden sich die 

einzelnen Kristallite (Körner) als Hauptbestandteile eines (polykristallinen) Gefüges (siehe Lehrbuch, Seite 20, Bild 

1.13). 

b) Korn (Kristallit): Einzelner, räumlich ausgedehnter Bereich eines in der Regel metallischen Werkstoffs mit einheitlich 

ausgerichtetem Kristallgitter. 

Korngrenze: Grenzfläche zwischen benachbarten Körnern (Kristalliten) mit in der Regel großem Orientierungsunterschied. 

Diese das Korn flächenhaft umschließende Grenzfläche ist eine ungeordnete (strukturlose bzw. amorphe) 

Übergangszone mit der Breite einiger (2 ... 3) Atomdurchmesser. 

c) Die Korngröße hängt von der Anzahl der Kristallisationskeime (z. B. Anzahl der Fremdelemente in der Schmelze) ab. 

Mit zunehmender Keimzahl steigt auch die Anzahl der gleichzeitig entstehenden Kristallgitterbereiche und das Gefüge 

wird feinkörnig. 

d) Impfen: Zugabe von Fremdkeimen (z. B. Legieren mit geringen Mengen an Aluminium oder Seltene Erdmetalle bei 

den Eisenwerkstoffen). 

Zweck: Erzeugung eines feinkörnigen Gefüges durch Erhöhung der Anzahl an Kristallisationskeimen. 

e) � Höhere Festigkeit. 

� Verbesserte plastische Verformbarkeit und verbesserte Zähigkeit. 

� Bessere Oberflächenqualität nach einer plastischen Verformung (z. B. nach dem Tiefziehen). 

3) 

2) 4) 

2) 

4




Leerstellen: Haben bei Raumtemperatur oder wenig erhöhten Temperaturen keinen nennenswerten Einfluss auf die 

Werkstoffeigenschaften. 

Einlagerungs- oder Substitutionsatome: Erhöhen durch Mischkristallbildung die Festigkeit eines metallischen Werkstoff 

und vermindern die plastische Verformbarkeit sowie die Zähigkeit. 

Versetzungen: Ermöglichen die plastische Verformbarkeit eines metallischen Werkstoffs (siehe Aufgabe 1.7). 

Korngrenzen: Nehmen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften (z. B. Festigkeit, plastische Verformbarkeit, Zähigkeit) 

von Metallen (siehe Aufgabe 1.5e). 


a) Plastische Verformbarkeit. 

b) Plastische Verformbarkeit ist unter normalen Bedingungen die Folge von Abgleitvorgängen benachbarter Gitterbereiche, 

hervorgerufen durch Versetzungsbewegungen. Am Beispiel von Stufenversetzungen kann man sich die plastische Verformung 

als Bewegung von in das Kristallgitter eingeschobenen „Halbebenen“ vorstellen. Diese Abgleitvorgänge finden 

in Richtung der größten Schubspannung in denjenigen Gitterebenen statt, die dichtest gepackt sind (Gleitebenen) und 

dort längs der dichtest gepackten Richtungen (Gleitrichtungen). Erreicht eine Versetzung eine Grenzfläche (z. B. Kornfläche 

oder Bauteiloberfläche), dann tritt sie dort unter Bildung einer Gleitstufe aus. Mit jeder weiteren Versetzung die 

sich längs dieser Gleitebene bewegt, wächst schließlich die Höhe der Gleitstufe. Das Korn und somit auch die Nachbarkörner 

und damit letztlich auch das gesamte Bauteil verformen sich plastisch. 


� Kaltverformung: Erhöht die Festigkeit und vermindert die plastische Verformbarkeit (Kaltverfestigung). Durch eine 

Kaltverformung wird die Versetzungsdichte sehr stark erhöht (� Frank-Read-Mechanismus). Die einzelnen Versetzungen 

behindern sich hierbei in ihrer Fortbewegung gegenseitig. 

� Legieren: Durch Einlagerung von Fremdatomen auf regulären Gitterplätzen oder auf Zwischengitterplätzen (Mischkristallbildung) 

wird das Kristallgitter lokal elastisch verformt. Hierdurch wird die Versetzungsbewegung behindert, 

d. h. die Festigkeit steigt und die plastische Verformbarkeit verschlechtert sich (Mischkristallverfestigung). 

� Kornfeinung: Mit abnehmender Korngröße nimmt die Anzahl der Korngrenzen zu. Da jede Korngrenze ein Hindernis 

für die Versetzungsbewegung darstellt, steigt mit abnehmender Korngröße die Festigkeit des metallischen Werkstoffs, 

während sich die plastische Verformbarkeit bzw. die Zähigkeit vermindert (Feinkorn- oder Korngrenzenhärtung). 

� Fremdphasen: Durch Einbringen von Fremdphasen mittels einer Wärmebehandlung (z. B. Vergüten oder Ausscheidungshärten) 

oder mittels pulvermetallurgischer Verfahren, wird die Versetzungsbewegung effizient behindert und 

hierdurch die Festigkeit erhöht, jedoch die plastische Verformbarkeit sowie die Zähigkeit vermindert (Teilchenverfestigung). 

5




a) 

b) Mit zunehmendem Umformgrad nimmt die Anzahl der Versetzungen (Versetzungsdichte) zu (� Frank-Read- 

Mechanismus). In Folge behindern sich die Versetzungen in ihrer Fortbewegung gegenseitig. Zur Aufrechterhaltung 

der Versetzungsbewegung bedarf es einer zunehmend höheren (Schub-)Spannung. Die Festigkeit des Werkstoffs 

steigt, während die plastische Verformbarkeit bzw. die Zähigkeit vermindert wird. 


Reine Metalle: Wird bei der Abkühlung einer reinen Metallschmelze die Erstarrungs- bzw. Kristallisationstemperatur 

erreicht, dann bleibt aufgrund der frei werdenden Kristallisationswärme, die Temperatur so lange konstant, bis die gesamte 

Schmelze erstarrt ist. Im Temperatur-Zeit-Diagramm ergeben sich bei der entsprechenden Erstarrungstemperatur 

Haltepunkte. 

Metalllegierungen: Wird eine Metalllegierung abgekühlt, dann findet die Erstarrung nicht bei einer festen Temperatur 

(Erstarrungstemperatur) statt, sondern innerhalb eines Temperaturintervalls. Im Temperatur-Zeit-Diagramm treten Knickpunkte 

auf, die den Beginn sowie das Ende der Erstarrung kennzeichnen. 

6




a) Eutektisches System mit Mischungslücke. 

b) Vollständige Löslichkeit im flüssigen Zustand und teilweise Löslichkeit im festen Zustand. 

c) 1. Möglichkeit: 45 Masse-% Sn und 55 Masse-% Pb 

2. Möglichkeit: 88 Masse-% Sn und 12 Masse-% Pb 

d) Begutachtung des Gefüges anhand eines metallographischen Schliffs. 

e) Freisetzung von Kristallisationswärme durch Ausscheidung von Mischkristallen aus der Schmelze (A-B) bzw. Erstarrung 

der Restschmelze zu Eutektikum (B-C). 

f) Siehe Abbildung. 

g) 1. Schmelze: 45 Masse-% Sn und 55 Masse-% Pb. 

�-Mischkristalle: 18 % Sn und 82 % Pb. 

2. 58 % Schmelze und 42 % �-Mischkristalle. 

3. Der Mengenanteil Eutektikum nach Unterschreiten der Eutektikalen entspricht dem Mengenanteil Schmelze unmittelbar 

vor der eutektischen Erstarrung, also: 21 % Eutektikum und 79 % �-Mischkristalle. 

4. Eutektikum ist ein Kristallgemisch aus �- und �-Mischkristallen: 

�-Mischkristalle: 5 Masse-% Sn und 95 Masse-% Pb. 

�-Mischkristalle: 98 Masse-% Sn und 2 Masse-% Pb. 

7





a) Das �-Eisen hat ein kubisch-raumzentriertes Kristallgitter, das �-Eisen hingegen ein kubisch-flächenzentriertes Gitter. 

Da die Gitterlücken im kfz-Gitter, im Vergleich zum krz-Gitter, deutlich größer sind, können kleinere Fremdatome in 

das kfz-Gitter besser eingelagert werden, d. h. die Löslichkeit ist höher. 

b) �-Eisen (krz) + Kohlenstoff auf Zwischengitterplätzen � Ferrit 

�-Eisen (kfz) + Kohlenstoff auf Zwischengitterplätzen � Austenit 

c) Tetraederlücken im kfz-Gitter: Die Tetraederlücken im kfz-Gitter befinden sich in der Mitte eines regelmäßigen Tetraeders. 

Der Abstand zu den 4 nächsten Eisen-Ionen beträgt jeweils (a��3)/4 mit a = 0,3646 nm (Gitterkonstante des kfz 

�-Eisens). Siehe Lehrbuch, Seite 52, Bild 2.3 (oberes Teilbild). 

Oktaederlücken im kfz-Gitter: Die Oktaederlücken im kfz-Gitter befinden sich in der Mitte eines regelmäßigen Oktaeders. 

Der Abstand zu den 6 nächsten Eisen-Ionen beträgt jeweils a/2 mit a = 0,3646 nm (Gitterkonstante des kfz �- 

Eisens). Siehe Lehrbuch, Seite 52, Bild 2.3 (unteres Teilbild). 

d) In die Oktaederlücke des kfz �-Eisens lassen sich ohne Verzerrung des Kristallgitters kleinere Fremdatome, wie z. B. 

Kohlenstoff, bis zu einem maximalen Durchmesser von 0,103 nm und im Falle der Tetraederlücken bis zu einem maximalen 

Durchmesser von nur 0,058 nm einlagern. Die Einlagerung erfolgt dementsprechend bevorzugt auf den Oktaederlücken. 


a) Zementit ist eine metastabile Verbindungsphase zwischen Eisen- und Kohlenstoffatomen mit stöchiometrischer Zusammensetzung 

(Fe3C) und überwiegend metallischem Bindungscharakter. Zementit weist ein komplexes, rhomboedrisches 

Kristallgitter mit 12 Eisenatomen und 4 eingelagerte Kohlenstoffatomen auf (siehe Lehrbuch, Seite 53, 

Bild 2.4). 

b) Zementit zerfällt bei höheren Temperaturen bzw. längerer Glühdauer in Graphit („Temperkohle“). 

c) Die Zementitbildung wird durch die Zugabe Carbid bildender Legierungselemente wie zum Beispiel Mn, Mo, Zr oder V 

sowie durch eine rasche Abkühlung aus dem schmelzflüssigen Zustand begünstigt. 


Das Zustandsdiagramm Eisen-Kohlenstoff liefert die folgenden wichtigen Informationen: 

1. In Abhängigkeit von Kohlenstoffgehalt und Temperatur können aus dem Zustandsdiagramm Eisen-Kohlenstoff die 

jeweils vorliegen Phasen ermittelt und somit die Gefügeausbildungen abgeschätzt werden. 

2. Werden bei einer Temperaturänderung Phasengrenzen über- oder unterschritten, dann können mit Hilfe des Diagramms 

die zu erwartenden Gefügeveränderungen ermittelt werden. 


Im metastabilen System ist der im Kristallgitter des �-, �- oder �-Eisens nicht mehr lösbare Kohlenstoff in Form von Zementit 

(Fe3C) chemisch an das Eisen gebunden. Zementit ist thermisch nicht stabil (metastabil), d. h. er zerfällt bei höheren 

Temperaturen bzw. längerer Glühdauer in Graphit. Im stabilen System liegt der nicht mehr im Kristallgitter lösbare 

Kohlenstoff in Form von Graphit (C) vor. 

8




1. C10R 

2. 60WCrV7 

3. C60E 


Kurzname Bedeutung 

4. GX50NiCrCo20-20-20 

5. X20CrMoV11-1 

Unlegierter Stahl; 0,10 % Kohlenstoff (C), mit vorgeschriebenem Bereich für den 

Schwefelgehalt. 

Legierter Stahl; 0,60 % Kohlenstoff (C); 1,75 % Wolfram (W); Anteile an Chrom (Cr) 

und Vanadium (V). 

Unlegierter Stahl; 0,60 % Kohlenstoff (C), mit vorgeschriebenem maximalem Schwefelgehalt. 

Legierter Stahlguss; 0,50 % Kohlenstoff (C); 20 % Nickel (Ni); 20 % Chrom (Cr); 20 % 

Cobalt (Co). 

Legierter Stahl; 0,20 % Kohlenstoff (C); 11 % Chrom (Cr); 1 % Molybdän (Mo); Anteile 

an Vanadium (V). 

6. 11SMnPb37 Legierter Stahl; 0,11 % Kohlenstoff (C); 0,37 % Mangan (Mn); Anteile an Blei (Pb). 

7. G32NiCrMo8-5-4 Legierter Stahlguss; 0,32 % Kohlenstoff; 2 % Nickel; 1,25 % Chrom; 0,4 % Molybdän. 

8. HS6-5-2-5 Schnellarbeitsstahl; 6 % Wolfram; 5 % Molybdän; 2 % Vanadium; 5 % Cobalt. 

9. X10CrNi18-8+C1900 

10. C120U+A+C 

Legierter Stahl; 0,10 % Kohlenstoff (C); 18 % Chrom (Cr); 8 % Nickel (Ni); kaltverfestigt 

auf eine Mindestzugfestigkeit von 1900 MPa. 

Unlegierter Stahl; 1,20 % Kohlenstoff (C), für Werkzeuge (unlegierter Kaltarbeitsstahl), 

weichgeglüht (+A) und kaltverfestigt (+C). 

11. 16MnCr5 Legierter Stahl; 0,16 % Kohlenstoff (C); 1,25 % Mangan (Mn); Anteile an Chrom (Cr). 

12. 15MnCrMoNiV5-3 

Legierter Stahl; 0,15 % Kohlenstoff (C); 1,25 % Mangan (Mn); 0,75 % Chrom (Cr); 

Anteile an Molybdän (Mo), Nickel (Ni) und Vanadium (V). 

13. HS0-4-1 Schnellarbeitsstahl; kein Wolfram, 4 % Molybdän; 1 % Vanadium; kein Cobalt. 

14. 46S20 Legierter Stahl; 0,46 % Kohlenstoff (C); 0,20 % Schwefel (S). 

15. 42CrMo4+H 

16. HS6-5-2+N 

17. 51CrV4+QT 

Legierter Stahl; 0,42 % Kohlenstoff (C); 1 % Chrom (Cr); Anteile an Molybdän, mit 

Anforderungen an die Härtbarkeit. 

Schnellarbeitsstahl; 6 % Wolfram; 5 % Molybdän; 2 % Vanadium; kein Cobalt; normalgeglüht. 

Legierter Stahl; 0,51 % Kohlenstoff (C); 1 % Chrom; Anteile an Vanadium (V); vergütet. 

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� Verbesserung der mechanischen Eigenschaften (z. B. Festigkeit oder Zähigkeit). 

Beispiel: Vergüten. 

� Verbesserung der Oberflächeneigenschaften (z. B. Härte bzw. Verschleißbeständigkeit). 

Beispiel: Härten. 

� Verbesserung der Verarbeitbarkeit (z. B. Zerspanbarkeit oder Umformbarkeit). 

Beispiel: Weichglühen. 

� Abbau innerer Spannungen. 

Beispiel: Spannungsarmglühen. 


a) Anwärmzeit: Zeit bis zum Erreichen der Glüh- oder Härtetemperatur in den oberflächennahen Bereichen. 

Durchwärmzeit: Zeit bis zum Erreichen der Glüh- oder Härtetemperatur in der Kernzone seit dem Erreichen der 

Behandlungstemperatur in den oberflächennahen Bereichen. 

b) Bei einer Reihe von Wärmebehandlungsverfahren, wie zum Beispiel dem Normalglühen oder Vergüten, sollte das 

Werkstück unmittelbar nach Erreichen der Glüh- bzw. Härtetemperatur wieder (zweckentsprechend) abgekühlt werden. 

Voraussetzung für den Erfolg der Wärmebehandlung ist jedoch, dass möglichst in der gesamten Querschnittsfläche 

die Behandlungstemperatur erreicht wird. Bei dickwandigen Bauteilen führt dies zu einem Optimierungsproblem: 

Die oberflächennahen Bereiche des Bauteils erreichen die Behandlungstemperatur relativ schnell (Anwärmzeit), während 

die Kernzone, bedingt durch Wärmeleitung, erst nach einer relativ langen Haltedauer die gewünschte Behandlungstemperatur 

erreicht (Durchwärmzeit). Ist die Haltedauer zu kurz, findet in der Kernzone die gewünschte Wärmebehandlung 

nicht statt, ist die Haltedauer jedoch zu lang, dann können in den oberflächennahen Bereichen unerwünschte 

Effekte wie zum Beispiel Grobkornbildung, Randentkohlung oder Verzunderung auftreten. 

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Glühverfahren 1. Art: Werkstoffunabhängige Glühverfahren. 

Beispiel: Spannungsarmglühen. 

Glühverfahren 2. Art: Werkstoffabhängige Glühverfahren. 

Beispiel: Normalglühen von Stählen. 


a) Zur Schaffung von Oberflächen (z. B. Korngrenzen) muss Energie aufgewendet werden. Ein grobkörniges Gefüge 

hat, im Vergleich zu einem feinkörnigen Gefüge, bei gleichem Volumen eine geringere Gesamtoberfläche der Körner. 

Dementsprechend ist die Oberflächenenergie des grobkörnigen Gefüges geringer, im Vergleich zu einem Gefüge mit 

feinem Korn. Da jeder Körper bestrebt ist, einen möglichst energiearmen Zustand einzunehmen, ist die treibende 

Kraft für ein Kornwachstum in der damit verbundenen Verminderung der Oberflächenenergie begründet. Unter der 

Voraussetzung einer ausreichenden diffusionsgestützten Beweglichkeit der Metall-Ionen, d. h. bei ausreichend hoher 

Temperatur, wird daher stets ein mehr oder weniger ausgeprägtes Kornwachstum in metallischen Werkstoffen stattfinden. 

b) Eine Grobkornbildung kann u. a. durch Legieren mit geringen Mengen an Al, Ti, Nb oder V (Mikrolegieren) vermieden 

werden. Diese Legierungselemente bilden fein verteilte und thermisch beständige Carbide oder Nitride im Austenit 

und stellen auf diese Weise Hindernisse für die Bewegung der Korngrenzen dar. 


Für den Erfolg einer Spannungsarmglühung ist u. a. die Abkühlgeschwindigkeit aus der Glühtemperatur entscheidend. 

Überschreitet die Abkühlgeschwindigkeit einen Wert von etwa 50 K/h bis 100 K/h, dann muss mit einer erneuten Entstehung 

von Eigenspannungen während der Abkühlung gerechnet werden. 

In vorliegendem Fall wird das Bauteil aus der Glühtemperatur innerhalb von etwa 15 Minuten von 640 °C auf etwa 200 

°C also mit 1760 K/h abgekühlt. Dementsprechend muss damit gerechnet werden, dass die Wärmebehandlung im Sinn 

des Abbaus vorhandener Eigenspannungen erfolglos bleibt. Abhilfe: Abkühlgeschwindigkeit auf unter 100 K/h vermindern. 


a) Eigenspannungen: Spannungen im Bauteilinnern ohne das Vorhandensein einer äußeren Beanspruchung. 

Eigenspannungen 1. Art: Erstrecken sich über größere Werkstoffbereiche, teilweise über den gesamten Werkstückquerschnitt 

und befinden sich stets im inneren Gleichgewicht (auch als Makroeigenspannungen 

bezeichnet). 

Eigenspannungen 2. Art: Erstrecken sich über kleinere Werkstoffbereiche, in der Regel über einige Körner. 

Eigenspannungen 3. Art: Erstrecken sich über kleinste Werkstoffbereiche (einige Atomabstände). 

b) � Schweißen: Ungleichmäßige Abkühlung und behinderte Schrumpfung. 

� Gießen: Unterschiedliche Schrumpfung infolge fester Schwindung (z. B. bei unterschiedlichen Wanddicken). 

� Zerspanen: Verfestigung der Werkstückoberfläche z. B. aufgrund der Schnittkräfte. 

c) � Eigenspannungen überlagern sich den Betriebsspannungen. Dadurch wird die Beanspruchbarkeit des Bauteils vermindert. 

� Eigenspannungen können während einer spanenden Bearbeitung zu unerwünschten Maß- und Formänderungen 

führen. 

� Eigenspannungen vermindern das plastische Verformungsvermögen eines Werkstoffs. 

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d) Spannungsarmglühen von Stählen: 

1. Erwärmung: 500 °C ... 650 °C (abhängig von der Stahlsorte bzw. vom Werkstoffzustand des Stahles) 

2. Haltedauer: 1 h ... 2 h (abhängig von der Werkstückdicke) 

3. Langsame Abkühlung 

Besonders beachtet werden muss, dass die gewählte Glühtemperatur keine unerwünschten Gefügeveränderungen zur 

Folge hat (z. B. Veränderung eines bereits über eine Wärmebehandlung eingestellten Vergütungsgefüges). 

e) Die inneren Vorgänge beim Spannungsarmglühen können der Kristallerholung zugeordnet werden. Bei der Kristallerholung 

findet im Wesentlichen eine Umordnung der Versetzungen (Polygonisation) unter Bildung einer Subkornstruktur 

statt. Die Versetzungsdichte ändert sich kaum (keine ausgeprägte Versetzungsannihilation). Damit werden die mechanischen 

Eigenschaften nur unwesentlich verändert. Auch treten keine nennenswerten Gefügeveränderungen auf. Lediglich 

die Spannungsspitzen werden durch plastische Verformung reduziert. 

f) Durch Spannungsarmglühen können Eigenspannungen nur bis zur jeweiligen Warmstreckgrenze vermindert werden. 

Eine vollständige Beseitigung ist nicht möglich. Die Bezeichnung „Spannungsfreiglühen“ ist daher nicht korrekt (siehe 

auch Lehrbuch, Seite 80, Bild 5.6). 


a) Mit zunehmendem Umformgrad nimmt die Anzahl der 

Versetzungen (Versetzungsdichte) zu (� Frank-Read- 

Mechanismus). In Folge behindern sich die Versetzungen 

in ihrer Fortbewegung gegenseitig. Zur Aufrechterhaltung 

der Versetzungsbewegung bedarf es einer zunehmend 

höheren (Schub-)Spannung. Die Festigkeit 

des Werkstoffs steigt, während sich die plastische Verformbarkeit 

bzw. die Zähigkeit vermindert. 

b) � Verminderung der plastischen Verformbarkeit sowie 

der Zähigkeit. 

� Anisotropie der Werkstoffeigenschaften. 

c) � Halbzeuge mit eng bemessenen Toleranzen erhalten 

ihre endgültigen Abmessungen in der Regel durch eine 

Kaltverformung. Bei starker Umformung ist jedoch die 

Fließfähigkeit des Werkstoffs häufig erschöpft, noch ehe die gewünschten Endabmessungen erreicht sind. Um eine 

Rissbildung zu vermeiden, muss daher zwischen den einzelnen Verformungsschritten eine Rekristallisationsglühung 

durchgeführt werden. 

� Für Fertigteile die durch eine Kaltumformung, wie zum Beispiel Tiefziehen oder Massivumformung, hergestellt werden 

und im Anschluss wieder eine ausreichende plastische Verformungsfähigkeit aufweisen müssen. 


a) Aus einem Rekristallisationsdiagramm kann für eine jeweils konstante Glühdauer bei gegebener Glühtemperatur und 

gegebenem Umformgrad die zu erwartende Korngröße abgeschätzt werden. 

b) Bei geringer Kaltverformung entstehen im Kristallgitter nur relativ wenige als Keime für eine nachfolgende Rekristallisation 

wirkende, stark verformte Gitterbereiche. Da dementsprechend die Kornneubildung (Rekristallisation) nur an 

diesen wenigen Keimen beginnt, wird das Gefüge nach abgeschlossener Kornneubildung grobkörnig. 


a) � Beseitigung einer Kaltverfestigung. 

� Beseitigung von Grobkorn. 

� Beseitigung von Widmannstätten’schem Gefüge (bei Stahlguss). 

12



b) Normalglühen von unlegierten, untereutektoiden Stählen: 

1. Erwärmung auf Glühtemperatur 30 °C ... 50 °C über G-S 

2. Halten auf Glühtemperatur Haltedauer (in Minuten): 60 + max. Werkstückdicke in mm 

3. Langsame Abkühlung 

c) � Randentkohlung. 

Abhilfe: Verwendung einer Schutzgasatmosphäre oder Glühen im Vakuumofen. 

� Verzunderung der Werkstückoberfläche. 

Abhilfe: Verwendung einer Schutzgasatmosphäre oder Glühen im Vakuumofen. 

� Grobkornbildung. 

Abhilfe: Verwendung legierter Stähle (Hemmung des Kornwachstums im Austenitgebiet). 

d) � Schweißen. 

� Warmumformen (z. B. Schmieden). 

e) Perlit und Ferrit wandeln sich bei Temperaturen zwischen G-S und P-S in ein feinkörniges austenitisches Gefüge um, 

da der Umwandlungsvorgang innerhalb eines Kornes an mehreren Stellen gleichzeitig beginnt. Die anschließende 

Abkühlung führt zu einem ebenso feinkörnigen ferritisch-perlitischen Gefüge. Durch das Normalglühen werden Festigkeit 

und plastische Verformbarkeit verbessert. 

f) Das Verfahren ist nur anwendbar, da Eisen ein polymorphes Metall ist. 


Beim Normalglühen übereutektoider Stähle wird in der Regel auf eine Temperatur von 30 °C bis 60 °C über Ac1 erwärmt, 

damit kein unerwünschtes Grobkornwachstum eintritt. Der bei diesen Temperaturen noch weitgehend an den Korngrenzen 

vorliegende Sekundärzementit stellt Hindernisse für die Bewegung der Korngrenzen dar. 


Werden Stähle mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0,5 % weichgeglüht, dann treten bei einer nachfolgenden Zerspanung 

Probleme im Sinne von Zusetzen der Spanräume sowie Bildung von Aufbauschneiden auf. Außerdem muss mit einer 

unerwünschten Fließspanbildung gerechnet werden. 

13





a) � Verbesserung der Härte und Verschleißbeständigkeit (für Werkzeugstähle, Wälzlagerstähle sowie andere härtbare 

Stähle). 

� Verbesserung der Festigkeit bei angemessener Zähigkeit bzw. Einstellung eines vorgegebenen Verhältnisses von 

Festigkeit und Zähigkeit (für härtbare und vergütbare Konstruktionsstähle). 

b) Siehe Abbildung (linkes Teilbild). 

c) Siehe Abbildung (rechtes Teilbild). Die optimale Härtetemperatur für unlegierte Stähle ist etwa 30 °C bis 50 °C über G- 

S-K. 

d) Mit Erreichen der Härtetemperatur wird ein Teil oder der gesamte Kohlenstoff des Stahls im kfz-Kristallgitter des Austenits 

gelöst. Wird anschließend mit einer höheren Geschwindigkeit als der oberen kritischen Abkühlgeschwindigkeit abgeschreckt, 

dann ist eine Diffusion der Kohlenstoffatome nicht mehr möglich. Im Verlauf der Abkühlung wandelt sich das 

kfz-Austenitgitter durch eine diffusionslose, koordinierte, gekoppelte Bewegung ganzer Atomgruppen in eine raumzentrierte 

Gitterstruktur um. Die Kohlenstoffatome bleiben in Zwangslösung und führen zu einer starken Übersättigung des 

nunmehr raumzentrierten Gitters. Die zwangsgelösten Kohlenstoffatome führen zu einer starken tetragonalen Gitterverzerrung 

(siehe auch Lehrbuch, Seite 109, Bild 6.15) und damit zu einer hohen Härte, da keine nennenswerte Versetzungsbewegung 

mehr möglich ist. Die entstehende Kristallstruktur (Mischkristall) wird nach dem deutschen Metallforscher 

Adolf Martens als Martensit bezeichnet. 

e) 1. Bei kohlenstoffarmen Stählen wird die kritische Abkühlgeschwindigkeit im praktischen Härtebetrieb nicht mehr 

erreicht bzw. kann nur noch mit sehr hohem Aufwand realisiert werden. Außerdem besteht bei sehr hohen Abkühlgeschwindigkeiten 

die Gefahr der Bildung von Härterissen bzw. Maßänderungen und Verzug (siehe auch 

Lehrbuch, Seite 115, Bild 6.27). 

2. Aufgrund des geringen Kohlenstoffgehalts kann nur eine relativ niedrige Martensithärte erwartet werden (siehe 



Voraussetzung für den Erfolg der Stahlhärtung ist, dass eine ausreichende Kohlenstoffmenge im kfz-Kristallgitter des 

Austenits gelöst wird. Legierte Stähle müssen in Abhängigkeit von Art und Menge ihrer Legierungselemente auf höhere 

Temperaturen erwärmt werden um eine ausreichende Carbidauflösung sicherzustellen und die Legierungselemente in 

Lösung zu bringen (im Austenit zu lösen). 

14




Nach Erwärmung des Stahls auf Härtetemperatur sind die Kohlenstoffatome auf Zwischengitterplätzen im Kristallgitter 

des kfz-Austenits gelöst. Die Menge des gelösten Kohlenstoffs hängt vom Kohlenstoffgehalt des Stahls sowie von der 

gewählten Härtetemperatur ab (siehe auch Lehrbuch, Seite 117, Bild 6.30). 

Wird aus dem Austenitgebiet hinreichend schnell abgekühlt (abgeschreckt), dann ist eine Diffusion der Eisen- sowie der 

Kohlenstoffatome nicht mehr möglich. Wird während des Abschreckvorgangs die Martensit-Starttemperatur unterschritten, 

dann wandelt sich das kfz-Gitter des Austenits in ein thermodynamisch stabiles raumzentriertes Gitter um. Da im 

raumzentrierten Kristallgitter des Eisens die Kohlenstofflöslichkeit einerseits sehr gering ist, anderseits jedoch keine 

Kohlenstoffdiffusion stattfinden konnte, bleiben die vormals im Austenitkristall gelösten Kohlenstoffatome in Zwangslösung. 

Dies führt letztlich zu einer tetragonalen Verzerrung des raumzentrierten Eisens (Martensitkristall) sowie zu einer 

hohen Gitterfehlerdichte. Eine Versetzungsbewegung ist in dieser Gitterstruktur nicht mehr möglich. Das entstandene 

martensitische Gefüge weist dementsprechend eine hohe Festigkeit bzw. Härte auf, es ist jedoch plastisch nicht mehr 

verformbar. 


Unter einer martensitischen Umwandlung versteht man eine diffusionslose, koordinierte, gekoppelte Bewegung ganzer 

Atomgruppen von einer bei erhöhter Temperatur thermodynamisch stabilen Gitterstruktur in eine andere, bei tieferen 

Temperaturen stabile Gitterstruktur. 


Die kritische Abkühlgeschwindigkeit ist diejenige Abkühlgeschwindigkeit, nach deren Überschreiten mit Martensitbildung 

gerechnet werden muss. 

� Untere kritische Abkühlgeschwindigkeit: Nach Überschreiten der unteren kritischen Abkühlgeschwindigkeit tritt 

erstmals Martensit im Gefüge auf. 

� Obere kritische Abkühlgeschwindigkeit: Nach Überschreiten der oberen kritischen Abkühlgeschwindigkeit besteht 

das Gefüge vollständig aus Martensit. 


a) Mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt behindern sich die Kohlenstoffatome in ihrer Diffusionsfähigkeit gegenseitig. 

Dementsprechend wird bereits bei geringerer Abkühlgeschwindigkeit eine Diffusion der Kohlenstoffatome aus dem 

kfz-Kristallgitter des Austenits verhindert, so dass sich Martensit bildet. Die kritische Abkühlgeschwindigkeit der Martensitbildung 

sinkt dementsprechend. 

b) Legierungselemente wie zum Beispiel Cr, Ni, Mo oder Mn behindern die Diffusionsfähigkeit der Kohlenstoffatome 

erheblich. Dementsprechend kann auch mit deutlichen niedrigeren Abkühlgeschwindigkeiten noch eine vollständige 

Martensitbildung erreicht werden. Eine verminderte Abkühlgeschwindigkeit führt zu einem geringen Verzug und die 

Gefahr der Bildung von Härterissen ist deutlich vermindert. 

Mit abnehmender Abkühlgeschwindigkeit wird außerdem der Temperaturgradient bedingt durch Wärmeleitung flacher, 

so dass auch tiefere Querschnitte noch vollständig gehärtet bzw. vergütet werden können (siehe Lehrbuch, Seite 

116, Bild 6.29). 

15




a) Restaustenit: Nach dem Abschrecken nicht in Martensit umgewandelter Austenit. 

b) Tiefkühlen unter die Martensit-Endtemperatur nach dem Abschrecken (siehe auch Lehrbuch, Seite 118, Bild 6.31). 

c) Bei der Umwandlung von Restaustenit in Martensit besteht die Gefahr der Entstehung unerwünschter Spannungen, 

Maßänderungen oder Verzug, da Martensit ein um etwa 1 % größeres Volumen einnimmt im Vergleich zum (Rest-) 

Austenit. 


a) � Wärmespannungen: Die Abkühlung (Abschrecken) aus der Härtetemperatur ist stets mit einer Volumenkontraktion 

verbunden. Da die Randzonen des Werkstücks schneller abkühlen als der Kern, wird das Schrumpfen der 

Randzone durch den noch heißen Kern behindert, so dass zunächst Risse in radialer Richtung entstehen. Anschließend 

kühlt auch der Kern bei bereits erkalteter Oberfläche ab, wobei dessen Schrumpfung durch die kalten 

und damit bereits starren Oberflächenbereiche behindert wird. Hierdurch können weitere Spannungen in Umfangsrichtung 

und damit auch Risse (Umfangsrisse) entstehen. 

� Umwandlungsspannungen: Martensit weist mit seinem tetragonal raumzentrierten Kristallgitter ein um etwa 1 % 

größeres Volumen auf, im Vergleich zum Austenitkristall aus dem er gebildet wird. Diese Volumenzunahme kann 

aufgrund der niedrigen Umwandlungstemperatur jedoch nicht mehr durch plastisches Fließen abgebaut werden. 

Das Gefüge wird elastisch verformt, wodurch Umwandlungsspannungen und somit Maß- und Formänderungen 

entstehen. 

b) � Verwendung legierter Stähle: Aufgrund der Diffusionsbehinderung der Legierungselemente kann die Abkühlgeschwindigkeit 

deutlich reduziert werden. Hierdurch findet zwischen Randzone und Kern ein besserer Temperaturausgleich 

statt, so dass insgesamt geringere Spannungen und somit auch geringere Maßänderungen auftreten. 

� Gebrochenes Härten: Beim gebrochenen Härten wird das Werkstück zunächst schroff (meist in Wasser) abgeschreckt. 

Nach Erreichen einer bestimmten Temperatur (Abfangtemperatur etwa 300 °C ... 400 °C) wird das 

Werkstück entnommen und in Härteöl weiter bis auf Raumtemperatur abgekühlt. Spannungen und damit Maßänderungen, 

Verzug oder gar Rissbildungen werden verringert, da im unteren Temperaturbereich ein besserer Temperaturausgleich 

zwischen Randzone und Kern stattfinden kann (siehe Lehrbuch, Seite 123, Bild 6.36, mittleres 

Teilbild). 

� Warmbadhärten: Beim Warmbadhärten (auch gebrochenes Härten) wird das Werkstück zunächst in einem 

Warmbad mit einer konstanten Temperatur geringfügig oberhalb der Martensit-Starttemperatur abgeschreckt und 

bei dieser Temperatur gehalten. Hierdurch findet ein Temperaturausgleich zwischen Randschicht und Kern statt. 

Da das Gefüge noch vollständig austenitisch ist, können sich Spannungen sehr gut abbauen. Die Martensitbildung 

findet erst bei der weiteren Abkühlung an ruhender Luft oder in Härteölen statt (siehe Lehrbuch, Seite 123, Bild 

6.36, rechtes Teilbild). 


a) Abschrecken: Unter Abschrecken versteht man nach DIN EN 10052 eine Abkühlung, in der Regel aus der Härtetemperatur, 

mit einer Abkühlgeschwindigkeit die größer ist als ruhende Luft (> 1 K/s). 

b) Wird das heiße Metall in ein flüssiges Abschreckmedium (z. B. Wasser oder Härteöl) getaucht, dann bildet sich an 

der Werkstückoberfläche zunächst ein Wärme isolierender Dampffilm (Dampfhautphase). Die Wärme wird dementsprechend 

dem Bauteil zunächst nur relativ langsam entzogen, die Abkühlgeschwindigkeit ist gering. 

Wird während der Abkühlung schließlich die Leidenfrost-Temperatur unterschritten, dann bricht der Dampfmantel 

zusammen und das Abschreckmittel kommt direkt mit der Metalloberfläche in Berührung. Die Abschreckgeschwindigkeit 

steigt dementsprechend im mittleren Temperaturbereich sehr stark an (Kochphase). 

Sinkt die Werkstücktemperatur schließlich unter die Siedetemperatur des Abschreckmittels, dann erfolgt die weitere 

Wärmeabfuhr nur noch durch Wärmeleitung (Konvektionsphase) und die Abschreckgeschwindigkeit nimmt wieder 

deutlich ab. 

16




� Verschiebung der Umwandlungslinien zu höheren Zeiten und tieferen Temperaturen sowie Absenkung der Martensitstart-Temperatur 

(MS-Temperatur). 

Ursache: Verminderung der Diffusionsfähigkeit des Kohlenstoffs sowie Erhöhung der Austenitstabilität durch die Legierungselemente. 

� Verschiebung des Bereichs der Perlitbildung zu längeren Zeiten, falls Carbid bildende Legierungselemente vorhanden 

sind. 

Ursache: Die Carbidbildung führt zu einer verzögerten Diffusion des Kohlenstoffs sowie zur Notwendigkeit der Diffusion 

der Legierungselemente. 

� Aufspaltung der Umwandlungsbereiche für die Bainit- und für die Perlitbildung bei sehr hohem Gehalt Carbid bildender 

Legierungselemente. 

Ursache: Verzögerte Diffusion des Kohlenstoffs sowie zur Notwendigkeit der Diffusion der Legierungselemente. 


Das Bainitisieren hat zum Ziel ein rein bainitisches Gefüge (unterer Bainit) zu erzeugen. Dieses Gefüge hat, ähnlich einem 

Vergütungsgefüge, eine hervorragende Zähigkeit bei gleichzeitig guter Festigkeit. Voraussetzung hierfür ist jedoch, 

dass kein zusätzlicher Ferrit, Perlit oder Martensit im Gefüge auftritt. 

Bei kontinuierlicher Abkühlung kann kein rein bainitisches Gefüge erzielt werden, da vor der Umwandlung des Austenits 

in Bainit zusätzlich Ferrit und Perlit entsteht. Außerdem entsteht im Anschluss an die Bainitbildung bei kontinuierlicher 

Akühlung aus dem noch vorhandenen Austenit unerwünschter Martensit (siehe zum Beispiel Lehrbuch, Seite 182, Bild 

7.21). Eine vollständige Umwandlung in der (unteren) Bainitstufe kann nur durch eine isotherme Temperaturführung 

erreicht werden (siehe zum Beispiel Lehrbuch, Seite 183, Bild 7.22), da in diesem Fall keine anderen Gefügebestandteile 

vor oder nach der Bainitbildung entstehen. 


a) Der vorliegende übereutektoide Stahl (100Cr6) wird in das Zweiphasengebiet „Austenit + Carbid“ erwärmt. Bei einer 

Aufheizgeschwindigkeit von 1 K/s und der Forderung nach einer maximalen Martensithärte liegt die optimale Härtetemperatur 

bei etwa 900 °C. 

b) Bei einer Aufheizgeschwindigkeit von 1 K/s und einer Härtetemperatur von 900 °C erhält man aus dem Diagramm 

zunächst eine ASTM-Korngrößenkennzahl von GASTM = 11 bis 9. Hieraus errechnet sich die ISO-Korngrößenkennzahl 

G entsprechend DIN EN ISO 643 zu: G = GASTM – 0,0458 und damit G � 11 bis 9 (die Korngrößenkennzahlen 

nach ASTM und ISO entsprechen sich nahezu). Dies entspricht einem mittleren Korndurchmesser von etwa 8 μm bis 

16 μm (siehe Lehrbuch, Seite 143, Tabelle 6.6). 

c) Bei induktiver Erwärmung mit einer Aufheizgeschwindigkeit von 500 K/s und der Forderung nach einer maximalen 

Martensithärte ist eine Härtetemperatur von etwa 1040 °C optimal. 


a) Härte ist der Widerstand, den ein Körper aus einem bestimmten Werkstoff dem Eindringen eines Körpers aus einem 

anderen (härteren) Werkstoff entgegensetzt. 

b) � Härteprüfungen sind einfach und schnell durchführbar (keine Probenentnahme erforderlich). Aus den Härtewerten 

können die mechanischen Eigenschaften (Zugfestigkeit) der gehärteten Gefügebereiche abgeschätzt werden. 

� Mit der Härteprüfung können Härteverlaufskurven aufgenommen werden und die Ergebnisse mit vertraglichen Vereinbarungen 

(z. B. Angaben in Technischen Zeichnungen) verglichen werden. 

� Mit den ermittelten Härtewerten kann der Erfolg einer Wärmebehandlung abgeschätzt werden. Insbesondere kann 

man aus den Werten erkennen, ob ggf. eine unerwünschte Versprödung (z. B. Anlassversprödung nach dem Vergüten) 

aufgetreten sein könnte. 

17




Beschreibung 

des Verfahrens 

einschließlich 

Werkstoffart und 

Geometrie des 

Prüfkörpers 

Typisches Anwendungsbeispiel 

für das 

Verfahren und 

Begründung für 

dessen besondere 

Eignung 

nach Brinell 

(DIN EN ISO 6506) 

Bei der Härteprüfung nach Brinell 

wird eine Hartmetall-Kugel mit einer 

bestimmten Prüfkraft (abhängig 

vom Kugeldurchmesser) senkrecht 

in die glatte, gereinigte Probenoberfläche 

eingedrückt. 

Nach einer Einwirkdauer von 10 s ... 

15 s wird entlastet und die Kugel 

entfernt. 

Der entstandene, meist ovale Eindruck, 

wird mit z. B. Hilfe eines Mikroskops 

ausgemessen, d. h. die 

beiden Durchmesser des Eindrucks 

(d1 und d2) werden ermittelt. Aus d1 

und d2 errechnet man schließlich 

den mittleren Durchmesser d = 

½�(d1 + d2). 

Die Brinellhärte HB wird als Quotient 

aus Prüfkraft F und Eindruckoberfläche 

A (Kugelkalotte) errechnet 

oder entsprechenden Tabellen 

aus DIN EN ISO 6506-1 entnommen. 

Härteprüfung an Bauteilen aus 

Grauguss. 

Begründung: 

Grauguss weist harte (Ferrit und / 

oder Perlit) und weiche (Graphit) 

Gefügebestandteile auf. Aufgrund 

der Größe des Prüfkörpers (Kugel 

mit einem Durchmesser zwischen 1 

mm und 10 mm) werden gleichzeitig 

viele harte und weiche Gefügebestandteile 

bei der Messung erfasst. 

Somit erhält man bereits mit einer 

Messung einen mittleren Härtewert, 

der relativ wenig streut. 

1) Vickers-Makrohärteprüfung 2) Rockwell-C-Verfahren 

Härteprüfverfahren 

nach Vickers 1) 


Bei der Härteprüfung nach Vickers 

wird eine regelmäßige, vierseitige 

Diamantpyramide mit einem Flächenwinkel 

von 136° in die Oberfläche 

des Prüflings eingedrückt. 

Nach einer Einwirkdauer von 10 s ... 

15 s wird der Prüfkörper entfernt, 

die beiden Diagonalen d1 und d2 des 

Eindrucks ausgemessen und der 

mittlere Durchmesser d = ½�(d1 + 

d2) errechnet. 

Die Vickershärte HV errechnet sich 

als Quotient aus Prüfkraft F und 

Eindruckoberfläche A oder kann in 

Abhängigkeit von d aus Tabellen in 

DIN EN ISO 6507-1 entnommen 

werden. 

Ermittlung von Härteverlaufskurven 

an polierten Querschliffen oberflächengehärteter 

Bauteile. 

Begründung: 

Um eine Härteverlaufskurve aufzunehmen, 

müssen die Härteeindrücke 

möglichst eng nebeneinander 

platziert werden. Da jedoch zwischen 

den Härteeindrücken bestimmte 

Mindestabstände einzuhalten 

sind, ist ein möglichst kleiner 

Eindringkörper erforderlich bzw. es 

sind möglichst geringe Prüfkräfte 

anzuwenden. Diese Eigenschaft ist 

beim Vickers-Verfahren gegeben. 

Da der Eindringkörper (Vickers- 

Pyramide) außerdem aus Diamant 

(härtester Stoff) besteht, ist auch 

eine Messung harter Gefügebestandteile 

(Martensit- und Nitrierschichten) 

möglich, ohne dass sich 

der Prüfkörper unzulässig verformt. 

nach Rockwell 2) 


18 

Bei der Härteprüfung nach Rockwell 

wird der Prüfkörper (Diamantkegel 

mit einem Spitzenwinkel von 120° 

beim Rockwell-C-Verfahren) zunächst 

mit einer vom jeweiligen 

Rockwell-Verfahren abhängigen 

Vorlast F0 (beim Rockwell-C-Verfahren: 

F0 = 99,07 N) in die Oberfläche 

der Prüflings eingedrückt und die 

Messskala auf den Wert „Null“ abgeglichen. 

Anschließend wird die ebenfalls 

vom jeweiligen Rockwell-Verfahren 

abhängige Prüfzusatzkraft F1 (beim 

Rockwell-C-Verfahren: F1 = 1.373 

N) aufgebracht. 

Nach einer Belastungsdauer von 4 

� 2 s wird auf die Vorlast entlastet 

und der Rockwell-Härtewert als bleibende 

Eindringtiefe am Prüfgerät 

abgelesen. 

Härtemessung an gehärteten Stahlteilen. 

Begründung: 

An gehärteten Stahlteilen ist das 

Brinell-Verfahren aufgrund der 

erforderlichen hohen Prüfkräfte 

nicht anwendbar (Hartmetallkugel 

würde abplatten). Das Vickers- 

Verfahren würde unter Umständen 

eine erhöhte Streuung der Messwerte 

liefern, da neben Martensit 

auch weichere Gefügebestandteile 

wie Restaustenit vorhanden sein 

können. Mit dem gegenüber der 

Vickers-Pyramide größeren Diamantkegel 

des Rockwell-C-Verfahrens 

werden die Nachteile des 

Brinell- sowie des Vickers-Verfahrens 

umgangen.



Fortsetzung der Tabelle von Seite 18 

Zwei typische 

Vorteile des 

Verfahrens 

Zwei typische 

Nachteile des 

Verfahrens 

Beispiel für 

normgerechte 

Härteangabe 

(bitte erläutern) 

nach Brinell 


� Einfacher und robuster Prüfkörper, 

daher geeignet für den „rauen“ 

Werkstattbetrieb. 

� Geringe Kosten für die Prüfkugeln. 

� Nur für weiche bis mittelharte 

Werkstoffe (< 650 HBW). Sonst 

Abplattung der Hartmetallkugel 

und Verfälschung des Härtewertes 

� Relativ große Probenbeschädigung 

durch Prüfeindruck. 

320 HBW/5/187,5/25 

� Härtewert nach Brinell: 320 

� Prüfkörper: Hartmetallkugel 

� Kugeldurchmesser: 5 mm 

� Prüfkraft: 1839 N 

� Einwirkdauer der Prüfkraft: 25 s 

1) Vickers-Makrohärteprüfung 2) Rockwell-C-Verfahren 


Härteprüfverfahren 

nach Vickers 1) 


� Sehr geringe Beschädigung der 

Oberfläche. 

� Unabhängigkeit des Härtewertes 

von der Prüfkraft im Makrobereich 

(F � 49,03 N). 

� Relativ großer Aufwand für die 

Vorbereitung der Prüffläche und 

das Ausmessen der Eindruckdiagonalen. 

� Sehr empfindlich gegenüber Erschütterungen 

und Stößen. 

470 HV5 

� Härtewert nach Vickers: 470 

� Prüfkraft: 49,03 N 

nach Rockwell 2) 


19 

� Schnelle und preiswerte Prüfung, 

da keine aufwändige Probenvorbereitung 

sowie Direktanzeige 

des Härtewertes. 

� Preiswertes Prüfgerät, da lediglich 

ein Längenmessgerät erforderlich 

ist (keine teure Optik). 

� Ungenau aufgrund von Verformungen 

der Probe und anderer 

im Kraftfluss liegender Bauteile 

(Streuung der Messergebnisse). 

� Empfindlichkeit des Diamant- 

Eindringkörpers gegenüber Stößen. 

56 HRC 

Härtewert nach dem Rockwell-C- 

Verfahren: 56 

� Gehäuse aus Grauguss: Brinell-Verfahren. 

Begründung: Grauguss weist harte (Ferrit und / oder Perlit) und weiche (Graphit) Gefügebestandteile auf. Aufgrund 

der Größe des Prüfkörpers (Kugel mit einem Durchmesser zwischen 1 mm und 10 mm) werden viele 

harte und weiche Gefügebestandteile bei der Messung gleichzeitig erfasst. Somit erhält man bereits 

mit einer Messung einen mittleren Härtewert, der relativ wenig streut. 

� Drehmeißel aus gehärtetem Schnellarbeitsstahl: Rockwell-Verfahren. 

Begründung: An gehärteten Stahlteilen ist das Brinell-Verfahren aufgrund der erforderlichen hohen Prüfkräfte nicht 

anwendbar (Hartmetallkugel würde abplatten). Das Vickers-Verfahren würde unter Umständen eine 

erhöhte Streuung der Messwerte liefern, da neben Martensit auch weichere Gefügebestandteile wie 

Restaustenit vorhanden sein können. Mit dem gegenüber der Vickers-Pyramide größeren Diamantkegel 

des Rockwell-C-Verfahrens werden die Nachteile des Brinell- sowie des Vickers-Verfahrens 

umgangen. 

� Rohr aus EN AW-Al 99,5: Vickers- oder Brinell-Verfahren. 

Begründung: Beide Verfahren haben gegenüber der Rockwell-Prüfung eine höhere Messgenauigkeit und sind damit 

für die Prüfung grundsätzlich geeignet. EN AW-Al 99,5 ist außerdem ein relativ niedrigfester Werkstoff, 

so dass keine nennenswerte Abplattung der Brinell-Prüfkugel zu erwarten und damit grundsätzlich auch 

das Brinell-Verfahren anwendbar ist. 

� Ermittlung einer Härteverlaufskurve an einem nitrierten Bauteil: Vickers-Verfahren. 

Begründung: Um eine Härteverlaufskurve aufzunehmen, müssen die Härteeindrücke möglichst eng nebeneinander 

platziert werden. Da jedoch zwischen den Härteeindrücken bestimmte Mindestabstände einzuhalten 

sind, ist ein möglichst kleiner Eindringkörper erforderlich bzw. es sind möglichst geringe Prüfkräfte anzuwenden. 

Diese Eigenschaft ist beim Vickers-Verfahren gegeben. Da der Eindringkörper (Vickers- 

Pyramide) außerdem aus Diamant (härtester Stoff) besteht, ist auch eine Messung harter Gefügebestandteile 

(Martensit- und Nitrierschichten) möglich, ohne dass sich der Prüfkörper unzulässig verformt.



� Härtemessung an einem Ferritkorn in einem Baustahl (S275JR): Vickers-Verfahren (Mikrohärteprüfung). 

Begründung: Aufgrund der sehr niedrigen Prüfkräfte der Vickers-Mikrohärteprüfung sowie des mikroskopisch kleinen 

Eindringkörpers, kann auch eine Härteprüfung an sehr kleinen Strukturen, wie zum Beispiel einzelnen 

Gefügebestandteilen, ohne deren Zerstörung, durchgeführt werden. 


1500 

� 1500 � � 1500 � 

Es gilt: HRC � 116 � und somit: HV 

� � � � � � � 567 

HV 

�116 

- HRC � �116 

- 53 � 

Alternativ kann die Umwertung auch mit Hilfe von Tabelle A.1 (für Stähle und Stahlguss) in DIN EN ISO 18265 erfolgen. 

Aus Tabelle A.1 entnimmt man für eine Rockwell-C-Härte von 53 eine Vickers-Härte von 560 HV10. Dieser Wert entspricht 

etwa dem Ergebnis der Berechnung gemäß der obigen empirischen Formel. 

Normgerechte Angabe des Ergebnisses: Umwertung ISO 18265 - 560 HV – A.1-HRC 


a) Zwischen der Zugfestigkeit Rm und der Vickers-Härte existiert für Stähle die folgende empirische Umwertebeziehung: 

Rm (in MPa) = 3,5 � HV = 3,5 � 280 = 980 MPa 

Alternativ kann die Umwertung auch mit Hilfe von Tabelle A.1 in DIN EN ISO 18265 erfolgen. Aus Tabelle A.1 (für 

Stähle und Stahlguss) entnimmt man für eine Vickers-Härte von 280 HV10 eine Zugfestigkeit von 900 MPa. Dieser 

Wert entspricht etwa dem Ergebnis der Berechnung gemäß der obigen empirischen Formel. 

b) Eine Härtemessung kann, obwohl das Werkstück nur geringfügig beschädigt wird und einfach durchführbar ist, den 

Zugversuch nicht ersetzen, da: 

� die Härtewerte nur den oberflächennahen Zustand erfassen. Beim Zugversuch wird, bedingt durch den Bruch der 

Probe, die gesamte Querschnittsfläche erfasst, 

� die Umwertung mit sehr hohen Streuungen behaftet ist und daher allenfalls eine grobe Schätzung darstellt. 


Beim Stirnabschreckversuch nach Jominy (DIN EN ISO 642) wird eine normalgeglühte 

und anschließend allseits bearbeitete Probe (Durchmesser 25 

mm, Länge 100 mm) auf die vereinbarte Härtetemperatur im Ofen erwärmt 

(austenitisiert). Die Haltedauer auf Härtetemperatur beträgt 30 bis 35 Minuten. 

Eine Randentkohlung muss hierbei vermieden werden. 

Anschließend wird die Probe dem Ofen entnommen und in einer genormten 

Abschreckvorrichtung (siehe Abbildung, Skizze de Abbildung wird nicht verlangt) 

mindestens 10 Minuten lang mit einem definierten Wasserstrahl (freie 

Steighöhe: 65 � 10 mm; Wassertemperatur 20 °C � 5 °C abgeschreckt. Die 

Zeitspanne zwischen Entnahme der Probe aus dem Ofen und Beginn der 

Abschreckung darf 5 s nicht überschreiten. 

Nach Abkühlen der Probe auf Raumtemperatur werden zwei gegenüberliegende 

Flächen auf eine Tiefe von 0,4 mm bis 0,5 mm nass angeschliffen. In 

festgelegten Abständen von der abgeschreckten Stirnfläche (1,5 mm; 3 mm; 

usw.) wird die Rockwell-C-Härte (DIN EN ISO 6507) ermittelt und in einem 

Diagramm aufgetragen. Als Ergebnis des Stirnabschreckversuchs erhält 

man eine Härteverlaufs- bzw. Stirnabschreck-Härtekurve. Diese Kurve wird 

mit vorgegebenen Streubändern für die Härtbarkeit verglichen, die man beispielsweise 

in Normen oder Werkstoffdatenblätter findet. 

2 

2 

20




a) 

b) Ergebnis des Stirnabschreckversuchs: J 47-15 

c) In einem Abstand von 10 mm von der abgeschreckten Stirnfläche der Probe beträgt die Rockwell-C-Härte etwa 50 HRC. 

Nach DIN EN ISO 18265 ergibt sich nach Umwartung hieraus eine Vickershärte von: 

� 1500 � 

HV � � � 

�116 

- HRC � 

2 

� 1500 � 

� � � 

�116 

- 50 � 

2 

� 516 

Alternativ kann die Umwertung auch mit Hilfe von Tabelle A.1 (für Stähle und Stahlguss) in DIN EN ISO 18265 erfolgen. 

Aus Tabelle A.1 der Norm entnimmt man für eine Rockwell-C-Härte von 50 eine Vickers-Härte von 513 HV10. 

Dieser Wert entspricht etwa dem Ergebnis der Berechnung gemäß der obigen empirischen Formel. 

Aus dem ZTU-Diagramm entnimmt man, dass der Temperatur-Zeit-Verlauf der Abkühlung, welcher zu einer Härte von 

513 HV10 führt, geringfügig rechts von derjenigen Kurve im Diagramm verläuft, die dort eine Härte von 550 HV10 ergibt. 

Aus dem Diagramm schätzt man somit für diesen Werkstoff ein Gefüge aus etwa 5 % Bainit und 95 % Martensit 

ab. 

21 

Die gemessenen Rockwell-C- 

Härtewerte befinden sich ausnahmslos 

innerhalb des Streubandes. 

Der Werkstoff weist also 

eine ausreichende Härtbarkeit 

auf.





a) Anlassen: Erwärmen eines in der Regel martensitisch gehärteten Werkstücks auf eine Temperatur unter P-S-K (Ac1- 

Temperatur), Halten bei dieser Temperatur sowie nachfolgendes, zweckentsprechendes Abkühlen. 

b) Das Anlassen ist kein eigenständiges Wärmebehandlungsverfahren, da es in der Regel im Anschluss an das Härten 

durchgeführt wird. 

c) 1. Verminderung der Sprödigkeit und Abbau innerer Spannungen 

Anwendung: � Unlegierte und legierte Kaltarbeitsstähle 

� Niedriglegierte Warmarbeitsstähle 

� Wälzlagerstähle (durchhärtende Sorten) 

2. Verbesserung der Festigkeit bzw. Zähigkeit oder Einstellung eines bestimmten Verhältnisses aus Festigkeit und 

Zähigkeit. 

Anwendung: � Vergütbare Bau- und Konstruktionsstähle 

� Vergütbare Wälzlagerstähle 

3. Verbesserung der Warmhärte bzw. Warmfestigkeit sowie der Verschleißbeständigkeit durch Sekundärhärtung 

Anwendung: � Hochlegierte Warmarbeitsstähle 

� Schnellarbeitsstähle 

� Warmharte Wälzlagerstähle 


Anlassstufe 

Temperaturbereich Wesentliche Vorgänge im Gefüge F 1) 

1 100 °C ... 200 °C Stähle mit C unter 0,2 %: 

Ein Teil des Kohlenstoffs entweicht aus 

der Zwangslösung des Martensits. Es 

bildet sich der weniger verspannte kubische 

Martensit. Die aus der Zwangslösung 

„entkommenen“ Kohlenstoffatome 

bilden feinste noch kohärent mit dem 

Kristallgitter verbundene �-Carbide (ggf. 

bilden sich auch Übergangscarbide der 

Form Fe2C oder Fe2,5C). 

Stähle mit C über 0,2 %: 

Noch keine �-Carbidbildung. 

2 200 °C ... 320 °C � Bildung von Zementit aus �- und ggf. �- 

oder �-Carbid. 

� Ausscheidung von Carbiden im Restaustenit 

3 320 °C ... 400 °C Der gesamte Kohlenstoff entweicht aus 

seiner Zwangslösung. Der kubische 

Martensit erreicht schließlich die Zusammensetzung 

des Ferrits. Das Gefüge 

besteht aus Ferrit mit feinst verteilten 

Zementitteilchen (Fe3C). Die vom Martensit 

herrührende nadelige Gefügestruktur 

bleibt zunächst noch erhalten. 

Aus dem noch verbliebenen �-Carbid 

bildet sich Zementit. 

Z 1) H 1) Bemerkungen 

� � (�) 

� � � 

�� 

22 

Die Umwandlung des tetragonalen 

in den kubischen Martensit ist mit 

einer Volumenabnahme verbunden. 

Damit besteht die Gefahr von Verzug. 

� Gefahr der Versprödung (300°C- 

Versprödung). 

� Gefahr von Verzug durch Umwandlung 

des Restaustenits in 

kubischen Martensit. 

Gefahr der Versprödung im Temperaturbereich 

zwischen 370°C und 

500 °C (500°C-Versprödung). 

1) Veränderung der Werkstoffeigenschaften: F = Festigkeit, Z = Zähigkeit, H = Härte 

2) Keine Carbid bildenden Legierungselemente vorhanden. (�) geringfügig abnehmende Tendenz � zunehmende Tendenz 

3) Carbid bildende Legierungselemente vorhanden. � abnehmende Tendenz �� stark zunehmende Tendenz 

�� stark abnehmende Tendenz




4 400 °C ... Ac1 Unlegierte und legierte Stähle 2) 

Oberhalb von 550 °C ... 600 °C wird die 

nadelförmige Gefügestruktur durch Rekristallisation 

zurückgebildet. 

Mit zunehmender Anlasstemperatur ballen 

sich die Zementitausscheidungen zu 

gröberen 

gulation). 

Partikeln zusammen (Koa- 

Legierte Stähle 3) 

Sekundärhärtung 

� � (�) 

�� 

1) Veränderung der Werkstoffeigenschaften: F = Festigkeit, Z = Zähigkeit, H = Härte 

2) Keine Carbid bildenden Legierungselemente vorhanden. (�) geringfügig abnehmende Tendenz � zunehmende Tendenz 

3) Carbid bildende Legierungselemente vorhanden. � abnehmende Tendenz �� stark zunehmende Tendenz 

�� stark abnehmende Tendenz 


� Verbesserung der plastischen Verformbarkeit sowie der Zähigkeit. Damit auch Verbesserung der Sprödbruchsicherheit, 

insbesondere bei tiefen Temperaturen, schlagartiger Beanspruchung sowie ausgeprägter Kerbwirkung. 

� Verbesserung der Schwingfestigkeit infolge erhöhter Zähigkeit sowie der Abwesenheit von voreutektoidem Ferrit. 

� Verbesserung der Festigkeit, insbesondere der Dehngrenze. Hierdurch, bei gleicher Beanspruchung, Möglichkeit der 

Verminderung der Querschnittsfläche und somit Reduktion der Bauteilmasse sowie verminderter Fertigungsaufwand (z. 

B. bei Schweißkonstruktionen). 

� Festigkeits- und Verformbarkeitskennwerte können durch die entsprechende Wahl der Anlasstemperatur an die späteren 

Betriebsbedingungen optimal angepasst werden. 

� Ausgleich der Werkstoffeigenschaften zwischen Randzone und Kern. 


Bei Kohlenstoffgehalten unter etwa 0,2 % sind sehr hohe Abschreckgeschwindigkeiten erforderlich, um eine vollständige 

Martensitbildung zu erreichen (siehe Lehrbuch, Seite 115, Bild 6.27). Diese hohen Abschreckgeschwindigkeiten können 

entweder technisch nicht mehr realisiert werden oder sie führen zu hohen Spannungen und damit zu Maßänderungen bzw. 

Verzug. 

Bei Kohlenstoffgehalten über 0,7 % weist das Gefüge einen relativ hohen Zementitgehalt auf. Dieser Sekundärzementit 

würde jedoch bei den üblichen Härtetemperaturen von 30 °C bis 60 °C über der Ac1-Temperatur nicht aufgelöst und somit 

zu einer deutlichen Verminderung der Zähigkeit des Vergütungsgefüges führen. 


---- 

23




� Hoch beanspruchte Maschinenteile (Materialeinsparung und Sicherheit gegen Versagen) wie z. B. Hochdruckbehälter. 

Werkstoffbeispiel: 36Mn4 

� Schlag- und stoßartig beanspruchte Teile (Sprödbruchsicherheit) wie z. B. Stanzwerkzeuge. 

Werkstoffbeispiel: X35CrMo17 

� Komplex gestaltete Bauteile mit „technischen Kerben“ (Sprödbruchsicherheit) wie z. B. Kurbelwellen. 

Werkstoffbeispiel: 34CrMo4 

� Bauteile die tiefen Temperaturen ausgesetzt sind (Sprödbruchsicherheit) wie z. B. Stahlkonstruktionen. 

Werkstoffbeispiel: S460QL 

� Schwingend beanspruchte Bauteile (Sicherheit gegen Schwingbruch bzw. Werkstoffermüdung) wie z. B. technische Federn. 

Werkstoffbeispiel: 51CrV4 

24





a) Bei den Verfahren des Randschichthärtens wird die chemische Zusammensetzung der oberflächennahen Schicht 

nicht verändert, wohl aber das Gefüge. Durch hinreichend schnelles Abschrecken aus dem Austenitgebiet erfolgt eine 

martensitische Umwandlung der oberflächenahen Bereiche und damit eine Härtesteigerung. 

Beim thermochemischen Behandeln erfolgt eine Änderung des Werkstoffzustands der Randschicht unter gleichzeitiger 

Änderung der chemischen Zusammensetzung. Bei diesen Verfahren diffundieren Nichtmetallatome wie z. B. 

Kohlenstoff, Stickstoff oder Bor oder auch Metallatome wie z. B. Chrom, Aluminium oder Silicium aus geeigneten Behandlungsmitteln 

in die oberflächennahe Schicht des Werkstücks ein und bewirken dort eine Veränderung des Werkstoffzustandes 

sowie der chemischen Zusammensetzung. Nachfolgend oder gleichzeitig kann auch bei diesen Verfahren 

noch eine Wärmebehandlung durchgeführt werden. 

b) Beispiel für Randschichthärteverfahren: Flammhärten 

Beispiel für thermochemisches Behandeln: Einsatzhärten 


a) Flammhärten: Erwärmung der oberflächennahen Werkstoffschicht auf Härtetemperatur mit Hilfe einer Brenngas- 

Sauerstoff-Flamme (entspricht den Härtetemperaturen beim durchgreifenden Härten). Nach dem 

Abschrecken Anlassen auf 150 °C ... 200 °C (siehe Lehrbuch, Seite 188, Bild 8.3 bis 8.5 und Seite 

189, Bild 8.6). 

Induktionshärten: Elektroinduktive Erwärmung der oberflächennahen Schicht auf Härtetemperatur durch ein zeitlich 

veränderliches magnetisches Feld mittels Induktor. Damit auch bei der schnellen induktiven Erwärmung 

eine vollständige Austenitisierung eintritt, muss auf Härtetemperaturen erwärmt werden, 

die 50 K ... 100 K höher liegen, als die üblichen Temperaturen beim durchgreifenden Härten. Anschließend 

erfolgt das Abschrecken (Wasser, geeignetes Härteöl oder Druckluft). Beim Hochfrequenz-Impulshärten 

bzw. bei ausreichender Werkstückdicke kann auch eine Selbstabschreckung 

erfolgen. Nach dem Abschrecken in der Regel Anlassen auf 150 °C ... 200 °C (siehe auch Lehrbuch, 

Seite 189, Bild 8.7). 

b) Flammhärten: Erwärmung mittels Brenngas (Ethin)-Sauerstoff-Flamme. Erwärmung der Randschicht erfolgt durch 

Wärmeleitung. Dementsprechend ist die höchste Temperatur in der Nähe der Wärmquelle (Brenner), 

also im Bereich der Bauteiloberfläche. 

Induktionshärten: Erwärmung mittels elektromagnetischer Induktion. Erwärmung bleibt auf die oberflächennahe 

Schicht beschränkt, da die Magnetfeldstärke mit zunehmendem Abstand vom Induktor stark abnimmt. 

c) Vorteile: � Schnelle Erwärmung, damit keine Gefahr von Grobkornbildung, Randentkohlung oder Verzunderung der 

Oberfläche. 

� Gute Reproduzierbarkeit, d. h. Einhärtungstiefe kann über die Wahl der Frequenz gut eingestellt werden. 

Nachteil: � Teure Anlagentechnik 

� Begrenzte Bauteilgröße 

d) � Stähle 1 und 2 sind nicht umwandlungsfähig und entfallen daher. 

� Stahl 3 ist geeignet, da umwandlungsfähig und ausreichender Kohlenstoffgehalt. 

� Stahl 4 hat einen zu geringen Kohlenstoffgehalt und eignet sich daher nicht für eine Flamm- oder Induktionshärtung. 

25




a) Aus der Vickers-Härte lässt sich zunächst der mittlere Eindruckdurchmesser ermitteln: 

b) 

F 0, 

1891� 

F 

HV � 0, 

1891� 

� d � 

2 

d 

HV 

mit F = 9,807 N (da HV 1) erhält damit die folgenden Längen der mittleren Eindruckdiagonalen (siehe zweite Zeile in 

nachfolgender Tabelle). 

Vickers-Härte in HV 1 980 970 950 750 530 370 330 320 

Länge der mittleren Eindruckdiagonalen 

d in mm 

Soll 1) 

Abstand vom Mittelpunkt des 

Härteeindrucks zum Proben- 

mm 

rand Ist 

mm 

Soll 2) 

Abstand der Mittelpunkte 

zweier benachbarter Härte- mm 

eindrücke Ist 

mm 

0,0435 0,0437 0,0442 0,0497 0,0592 0,0708 0,0749 0,0761 

� 0,109 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- 

0,150 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- 

---- � 0,131 � 0,133 � 0,149 � 0,178 � 0,212 � 0,225 � 0,228 

---- 0,150 0,200 0,500 0,500 0,500 0,500 0,500 

1) 

Mindestwert: 2,5�d für Stahl 

2) 

Mindestwert: 3�d für Stahl 

Die geforderten Mindestabstände werden eingehalten. Die Messung ist normgerecht. 

Die Randschichthärtungstiefe SHD beträgt 1,3 mm und befindet sich damit innerhalb der Grenzen von 0,8 mm bis 1,6 

mm. Die Forderung wird eingehalten. 

Der SHD-Wert ist gültig, da SHD � 0,3 mm und in einem Abstand von 3 � SHD (= 3,9 mm) die Vickers-Härte mit etwa 

320 HV1 um mehr als 100 HV1 unterhalb der Oberflächen-Mindesthärte (750 HV10) liegt. 

26




Die Randschichthärtungstiefe SHD beträgt 3,30 mm und befindet sich damit innerhalb der Grenzen von 1,6 mm bis 3,6 

mm. Die Forderung wird eingehalten. 

Der SHD-Wert ist gültig, da SHD � 0,3 mm und in einem Abstand von 3 � SHD (= 9,90 mm) die Vickers-Härte mit etwa 

250 HV1 um mehr als 100 HV1 unterhalb der Oberflächen-Mindesthärte (550 HV10) liegt. 


a) � Gute Zerspanbarkeit 

� Gute Schweißbarkeit 

� Gute plastische Verformbarkeit 

b) 1. Bei kohlenstoffarmen Stählen wird die kritische Abkühlgeschwindigkeit im praktischen Härtebetrieb nicht mehr 

erreicht bzw. kann nur noch mit sehr hohem Aufwand realisiert werden. Außerdem besteht bei sehr hohen Abkühlgeschwindigkeiten 

die Gefahr der Bildung von Härterissen bzw. Maßänderungen und Verzug (siehe auch 

Lehrbuch, Seite 115, Bild 6.27). 

2. Aufgrund des geringen Kohlenstoffgehalts kann nur eine relativ niedrige Martensithärte erwartet werden (siehe 


c) Einsatzhärten: 

1. Schritt: Aufkohlen (Zufuhr von Kohlenstoff in die Randschicht des Werkstücks) in Kohlenstoff abgebenden, festen, 

flüssigen oder gasförmigen Medien. Die Aufkohlungstemperaturen betragen in Abhängigkeit vom 

Kohlungsmittel 850 °C ... 1050 °C. 

2. Schritt: Härten der Randschicht. Hierfür stehen verschiedene Verfahren zur Verfügung (Direkthärten, Einfachhärten, 

Doppelhärten und Härten nach isothermer Umwandlung (siehe auch Lehrbuch, Kapitel 8.3.5.3). 

3. Schritt: Anlassen auf Temperaturen zwischen 150 °C ... 180 °C (unlegierte Stähle) bzw. 160 °C ... 200 °C (legierte 

Stähle). Anlassdauer 1 h ... 4 h. 



F 0, 

1891� 

F 

HV � 0, 

1891� 

� d � 

2 

d 

HV 

mit F = 9,807 N (da HV 1) erhält man die folgenden Längen der mittleren Eindruckdiagonalen (siehe zweite Zeile in 

nachfolgender Tabelle). 

Vickers-Härte in HV 1 980 950 800 500 420 378 335 326 320 318 


d in mm 

Soll 1) 



mm 

rand Ist 

mm 

Soll 2) 




mm 

0,043 0,044 0,048 0,061 0,066 0,070 0,074 0,075 0,076 0,076 

�0,109 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- 

0,150 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- 

---- �0,133 �0,144 �0,183 �0,199 �0,210 �0,223 �0,226 �0,228 �0,229 

---- 0,150 0,200 0,200 0,200 0,200 0,300 0,500 0,500 0,500 

1) 2) 

Mindestwert: 2,5�d für Stahl Mindestwert: 3�d für Stahl 

Die geforderten Mindestabstände werden nahezu eingehalten. Lediglich beim Härtewert von 378 HV1 wird der geforderte 

Mindestabstand geringfügig unterschritten. 

27



b) Aus dem Diagramm liest man ab: CHD = 0,62 mm. 

c) Die Forderung (CHD = 0,5 + 0,3) wird eingehalten, da CHD = 0,62 mm beträgt. Der Wert ist gültig, da in einem Abstand 

von 3 � CHD (= 1,86 mm) die Härte unter 450 HV1 abgefallen ist. 


Härteverfahren Kurzbeschreibung des Verfahrens Vorteile Nachteile 

Direkthärten Beim Direkthärten wird das Werkstück nach 

dem Aufkohlen aus der Kern- oder Randhärtetemperatur 

so schnell abgekühlt, dass eine 

Härtung durch Martensitbildung eintritt. 

Im Anschluss an das Härten wird auf niedrige 

Temperaturen angelassen. 


Einfachhärten 

Härten nach 

isothermer 

Umwandlung 

Beim Einfachhärten wird das Werkstück nach 

dem Aufkohlen zunächst langsam bis auf 

Raumtemperatur abgekühlt, so dass zunächst 

keine Härtung eintritt. 

Im abgekühlten Zustand besteht dann die Möglichkeit 

das Werkstück zu bearbeiten oder zu 

richten. 

Anschließend erfolgt eine Wiedererwärmung auf 

Rand- oder Kernhärtetemperatur mit nachfolgendem 

Abschrecken zur Martensitbildung. 




Beim Härten nach isothermer Umwandlung 

werden die Werkstücke zunächst hinreichend 

schnell auf eine Temperatur unter A1 (550 °C bis 

650 °C; Bainit- oder Perlitstufe) abgekühlt und 

bei dieser Temperatur bis zum vollständigen 

Ablauf der Gefügeumwandlungen isotherm gehalten. 

Im Anschluss an das isotherme Halten wird das 

Werkstück auf die Randhärtetemperatur erwärmt 

und abgeschreckt (Martensitbildung). 




� Einfaches und schnelles 

Verfahren. 

� Geringer Energieaufwand. 

� Möglichkeit der Werkstückbearbeitung 

nach der ersten 

Abkühlung. 

� Kornfeinung durch Wiedererwärmung. 

� Bildung von feinstreifigem 

Perlit im Kern (verbesserte 

mechanische Kerneigenschaften) 

durch Abschrecken 

auf Badtemperatur. 

� Geringe Verzugs- oder 

Rissgefahr. 

28 

� Gefahr der Grobkornbildung. 

� Keine Möglichkeit der Kornfeinung. 

� Erhöhter Zeit- und Energieaufwand. 

� Erhöhte Verzugs- und Rissgefahr. 

� Hoher Zeitaufwand. 

� Notwendigkeit der Einrichtung 

eines Warmbades.




Doppelhärten Beim Doppelhärten wird das Werkstück nach 

dem Aufkohlen zunächst langsam abgekühlt. 

Anschließend erfolgt die Wiedererwärmung auf 

die Härtetemperatur des Kerns mit nachfolgendem 

Abschrecken (Martensitbildung). 

Nach dem Abschrecken wird erneut auf die 

Härtetemperatur der Randschicht erwärmt und 

abgeschreckt. 

Im Anschluss an das zweite Abschrecken wird 

auf niedrige Temperaturen angelassen. 



a) Aufgrund des geringen Kohlenstoffgehaltes (C � 0,25 %): 

� gute Zerspanbarkeit (insbesondere geringer Werkzeugverschleiß), 

� gute Schweißbarkeit, 

� Möglichkeit der Werkstückbearbeitung 

nach der ersten 

Abkühlung. 

� Erste Wiedererwärmung auf 

optimale Härtetemperatur 

des Kerns. Zweite Erwärmung 

auf optimale Härtetemperatur 

der Randschicht. 

Hierdurch gleichzeitig 

Vergütung des Kerns. 

� Sehr hoher Zeit- und Energieaufwand. 

� Hohe Verzugs- und Rissgefahr. 

� nach dem Einsatzhärten relativ hohe Härte der Randschicht und damit gute Verschleißbeständigkeit sowie gute Zähigkeit 

im Kern. 

b) Um die in Aufgabenteil a) genannten Eigenschaften zu gewährleisten. 

c) 17MnCr5: Wälzlagerstahl. Geeignet für die Herstellung von Bauteilen für Wälzlager. 

10SPb20: Automateneinsatzstahl. Stähle weisen eine gute Zerspanbarkeit auf. 

d) Vorteile: � Verbesserung der Einhärtbarkeit, sodass auch bei größeren Werkstückdurchmessern verbesserte Kerneigenschaften 

erzielt werden können (z. B. Chrom, Mangan, Nickel, Molybdän). 

� Verbesserung der Verschleißbeständigkeit durch Carbidbildung (Chrom, Molybdän). 

Nachteile: � Verminderung der Zähigkeit der gehärteten Randschicht durch Carbidbildung (Chromcarbide). 

� Erhöhter Restaustenitgehalt (Nickel). 

e) Chrom: Verbesserung der Einhärtbarkeit. 

Molybdän: Verbesserung der Verschleißbeständigkeit (Carbidbildung). 

Nickel: Verbesserung der Zähigkeit des Kerns und Verschiebung der Übergangstemperatur der Kerbschlagarbeit 

zu tiefen Temperaturen. 


a) Zufuhr von Stickstoffatomen (Nitrieren) bzw. von Stickstoff- und Kohlenstoffatomen (Nitrocarburieren) in die oberflächennahe 

Schicht bei Temperaturen von 500 °C ... 590 °C aus flüssigen Medien (Salzschmelzen), gasförmigen Medien 

(NH3) oder aus dem Plasma. Die Nitrierdauer ist abhängig von der Nitriertemperatur, vom Nitriermittel sowie 

vom Werkstoff und beträgt wenige Minuten bis mehrere Stunden. Im Anschluss an das Nitrieren wird das Werkstück 

langsam abgekühlt. 

b) Beim Nitrieren diffundiert Stickstoff (beim Nitrocarburieren zusätzlich Kohlenstoff) in die oberflächennahe Randschicht. 

Am äußersten, stickstoffreichen Rand des Werkstücks bildet sich eine geschlossene, sehr harte (aber auch 

spröde) Schicht aus Eisennitriden (Fe4N) und ggf. Nitriden der Legierungselemente (z. B. AlN), die Verbindungsschicht. 

Die Dicke der Verbindungsschicht beträgt 5 μm ... 30 μm. 

Unterhalb der Verbindungsschicht schließt sich die Diffusionsschicht an. Sie besteht ebenfalls aus Eisennitriden bzw. 

Nitriden der Legierungselemente, die sich jedoch nadelförmig in der Ferritgrundmasse ausscheiden. Die Dicke der Diffusionsschicht 

beträgt wenige 1/10 mm bis maximal 1,5 mm. Siehe auch Lehrbuch, Seite 218, Bild 8.36. 

29



c) Vorteile des Nitrierens bzw. Nitrocarburierens im Vergleich zu anderen Oberflächenhärteverfahren: 

� Die Oberfläche nitrierter Bauteile weist eine deutlich höhere Härte im Vergleich zu martensitisch gehärteten Bauteilen 

auf. 

� Nitrierschichten haben eine relativ hohe Verschleißbeständigkeit. 

� Nitrierschichten haben eine hohe Warmhärte (bis etwa 500 °C). Die Betriebstemperaturen nitrierter Bauteile können 

dementsprechend bis zu 500 °C betragen. 

� Nitrierschichten tragen kaum auf. Die Werkstücke können dementsprechend vor dem Nitrieren weitgehend fertig bearbeitet 

werden. 

� Beim Nitrieren bzw. Nitrocarburieren treten keine nennenswerten Maß- und Formänderungen auf, da die Behandlungstemperaturen 

relativ niedrig sind (< 600 °C) und die Bauteile nicht abgeschreckt werden müssen. 

d) Vorteile des Nitrocarburierens im Vergleich zum Nitrieren: 

� Kürzere Schichtaufbauzeiten. 

� Verbesserte Eigenschaften wie zum Beispiel Gleiteigenschaften, Verschleißbeständigkeit, Duktilität). 

� Geringere Neigung zum Abplatzen der Nitrierschicht. 

� Verbesserte Korrosionsbeständigkeit. 



F 0, 

1891� 

F 

HV � 0, 

1891� 

� d � 

2 

d 

HV 

mit F = 4,9035 N (da HV 0,5) erhält man die folgenden Längen der mittleren Eindruckdiagonalen: 

Vickers-Härte in HV0,5 1080 940 750 550 400 370 360 357 355 


d in mm 

Soll 1) 



mm 

rand Ist 

mm 

Soll 2) 




mm 

0,0293 0,0314 0,0352 0,0411 0,0481 0,0501 0,0508 0,0510 0,0511 

�0,073 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- 

0,020 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- 

---- �0,094 �0,106 �0,123 �0,144 �0,150 �0,152 �0,153 � 0,153 

---- 0,020 0,020 0,020 0,020 0,100 0,100 0,100 0,100 

1) 2) 

Mindestwert: 2,5�d für Stahl Mindestwert: 3�d für Stahl 

Die geforderten Mindestabstände werden nicht eingehalten. Die Messung ist dementsprechend nicht normgerecht. 

b) Die Messwerte sind zwar nicht normgerecht, dennoch soll eine Auswertung erfolgen. Aus dem Diagramm liest man ab: 

NHD = 0,14 mm. 

30



c) Die Forderung (NHD = 0,1 + 0,05) wird eingehalten, da NHD = 0,14 mm beträgt. Die Messung ist jedoch nicht normgerecht, 

da die geforderten Mindestabstände der Härteeindrücke nicht eingehalten werden. 


Die Grenzhärte liegt bei etwa 310 HV05, d. h. 50 HV0,5 über der Kernhärte von 260 HV0,5. Die Nitrierhärtetiefe NHD 

beträgt bei dieser Grenzhärte etwa 0,65 mm. 

Die Forderung (NHD = 0,5 + 0,3) wird eingehalten, da der NHD-Wert (0,65 mm) innerhalb der geforderten Grenzen (0,5 

mm bis 0,8 mm) liegt. 

31





� Vor dem Essen müssen die Hände gründlich gereinigt werden, da die in Härtereien und Wärmebehandlungsbetrieben 

verwendeten Aufkohlungs-, Nitrier- und Nitrocarburiersalze außerordentlich giftig sind. In den Produktionsräumen ist außerdem 

das Essen grundsätzlich verboten. 

� Werkstücke von dem Eintauchen in Salzbäder trocknen, da ansonsten durch plötzliches Verdampfen des Wassers Salz 

aus den Bädern geschleudert werden kann. 

� Vorhandensein von Gas-Warnanlagen, da die verwendeten Aufkohlungs- und Nitriergase meist giftig und explosiv sind. 

� Tragen von Schutzhandschuhen und Gesichtsschutz, um Verbrennungen zu vermeiden. 

32





� Mittlerer Zylinder (mit dem größten Durchmesser) muss wie folgt wärmebehandelt werden: 

- Induktiv Härten und anschließend Anlassen. 

- Oberflächen-Mindesthärte: 780 HV30. Obere Grenzabweichung der Oberflächenhärte: 100 HV30. 

- Randschichthärtungstiefe (SHD), ermittelt nach DIN EN 10328, muss bei einer Grenzhärte von 625 HV1 zwischen 0,6 

mm und 1,2 mm (Abstand vom Rand) liegen. 

- Die Härtemessung muss an der gekennzeichneten Stelle (zwischen 250 mm und 270 mm vom rechten Absatz entfernt) 

erfolgen. 

� Linker Zylinder (mit dem kleinsten Durchmesser) muss wie folgt wärmebehandelt werden: 

- Induktiv Härten und anschließend Anlassen. 

- Oberflächen-Mindesthärte 650 HV10. Obere Grenzabweichung der Oberflächenhärte: 100 HV10. 

- Randschichthärtungstiefe (SHD), ermittelt nach DIN EN 10328, muss bei einer Grenzhärte von 525 HV1 zwischen 0,8 

mm und 1,6 mm (Abstand vom Rand) liegen. 

- Die Härtemessung muss an der gekennzeichneten Stelle (etwa in der Mitte des Zylinders) erfolgen. 

� Die zylindrischen Absätze links und rechts des Zylinders mit dem größten Durchmesser dürfen mitbehandelt werden. 

� Der rechte Zylinder (mit Gewinde) darf nicht wärmebehandelt werden (wegen Gewinde). 

Überprüfung Zeichnungsangabe: 

� Bei einer Oberflächen-Mindesthärte von 780 HV und einer Mindest-Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,6 mm darf 

die Oberflächenhärte höchstens mit HV50 geprüft werden (Tabelle A.1 in DIN ISO 15787). Diese Forderung wird erfüllt, 

da eine Prüfkraft von HV30 gewählt wurde. 

� Die gewählte obere Grenzabweichung für die Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,6 mm bei einer Mindest- 

Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,6 mm entspricht der Empfehlung nach DIN ISO 15787 (Tabelle A.5) für Induktionshärten 

(siehe auch Lehrbuch, Seite 246, Tabelle 10.5). 

Überprüfung Zeichnungsangabe: 

� Bei einer Oberflächen-Mindesthärte von 650 HV und einer Mindest-Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,8 mm darf 

die Oberflächenhärte höchstens mit HV100 geprüft werden (Tabelle A.1 in DIN ISO 15787). Diese Forderung wird erfüllt, 

da eine Prüfkraft von HV10 gewählt wurde. 

� Die gewählte obere Grenzabweichung für die Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,8 mm bei einer Mindest- 

Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,8 mm entspricht der Empfehlung nach DIN ISO 15787 (Tabelle A.5) für Induktionshärten 

(siehe auch Lehrbuch, Seite 246, Tabelle 10.5).. 


�100 

�780 � 

0 

SHD 625 

�100 

�650 � 

0 

SHD 525 

HV30 

� 

0, 

6 

HV10 

� 

0, 

8 

�0, 

6 

0 

�0, 

8 

0 

33

Wärmebehandlung des Stahls - Europa-Lehrmittel

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